Fe-Mn-Si-Al系和Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬化行为

研究了在不同应变量下Fe-Mn-Si-Al系和Fe-Mn-C系孪晶诱导塑性(TWIP)钢的力学性能以及微观组织,分析了TWIP效应在两种不同系列TWIP钢中发挥的作用,阐明了TWIP钢的强化机制.两种系列的TWIP钢都具有高加工硬化能力,但层错能较低的Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬化能力更强.两种系列的TWIP钢加工硬化表现为多加工硬化指数行为,这是由多种强化机理在不同阶段起主导作用的结果.微观组织形态与加工硬化强度之间存在着较强的关联性.位错的增殖和形变孪晶的产生对两个系列TWIP钢硬化曲线形态有着明显的影响.在高应变阶段,Fe-Mn-C系TWIP钢大量的第一位向形变孪晶T1和第二位向形变孪晶T2,以及附着在孪晶界旁的高密度位错区域是造成其具有高加工硬化能力的原因,而Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢细密的第一位向形变条纹和孪晶片层间的位错是其高加工硬化原因,且其微观组织更为均匀细致.

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D0I:10.13374/j.issn1001-053x.2013.04.009 第35卷第4期北京科技大学学报 Vol.35 No.4 2013年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2013 Fe-Mn-Si-Al系和Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬化行为米振莉，靖海涛四，江海涛，唐获，吴彦欣北京科技大学治金工程研究院，北京100083 通信作者，E-mail:jinghte@gmail..com 摘要研究了在不同应变量下FeMn-Si-Al系和FeMn-C系孪晶诱导塑性(TWIP)钢的力学性能以及微观组织，分析了TWIP效应在两种不同系列TWIP钢中发挥的作用，阐明了TWIP钢的强化机制.两种系列的TWIP钢都具有高加工硬化能力，但层错能较低的FeMn-C系TWIP钢加工硬化能力更强.两种系列的TWIP钢加工硬化表现为多加工硬化指数行为，这是由多种强化机理在不同阶段起主导作用的结果.微观组织形态与加工硬化强度之间存在着较强的关联性，位错的增殖和形变孪晶的产生对两个系列TWIP钢硬化曲线形态有着明显的影响.在高应变阶段，FeM-C系 TWIP钢大量的第一位向形变李晶T1和第二位向形变李晶T2,以及附着在孪晶界旁的高密度位错区域是造成其具有高加工硬化能力的原因，而FeMn-Si-Al系TWIP钢细密的第一位向形变条纹和孪晶片层间的位错是其高加工硬化原因，且其微观组织更为均匀细致. 关键词高强钢：加工硬化：位错；形变：李晶分类号TG142.1 Work hardening behavior of Fe-Mn-Si-Al and Fe-Mn-C TWIP steels MI Zhen-li,JING Hai-tao,JIANG Hai-tao,Tang Di,WU Yan-zin Research Institute of Metallurgy Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:jinght@gmail.com ABSTRACT The mechanical properties and microstructure of plastically deformed Fe-Mn-C and Fe-Mn-Si-Al series high manganese twinning induced plasticity(TWIP)steels were investigated at different strains.The roles of TWIP effect in the two series TWIP steels were analyzed so as to clarify the strengthening mechanisms.It is found that the two series TWIP steels have high work hardening ability,while the work hardening ability of Fe-Mn-C TWIP steel with a lower stacking fault energy(SFE)is stronger.The two series TWIP steels deformed under the same conditions exhibit different work hardening rates,since different deformation mechanisms play a leading role during different deformation stages. There is a strong correlation between the microstructure morphology and the work hardening behavior.Multiplication of dislocations and generation of deformation twins have obvious effect on the work hardening index curves of the two series TWIP steels.In high-strain stages,the plenty of primary deformation twins Tl and secondary deformation twins T2 in Fe-Mn-C TWIP steel and high-density dislocation areas adhering to twin boundaries lead to its high work hardening ability.But the close-set primary deformation twins Tl and dislocations between twins are the reasons for the high work hardening behavior of Fe-Mn-Si-Al TWIP steel,whose microstructure is more uniform and finer. KEY WORDS high strength steel;work hardening;dislocations;deformation;twinning 孪晶诱导塑性(twinning induced plasticity,体钢的研究发现，TWIP钢李晶诱导效应的产生在 TWIP)钢凭借其高强度超塑性等特性，有望成为很大程度上是由成分控制和层错能控制两方面决定下一代汽车用高强钢的理想材料.对高M奥氏的).较低的层错能有利于面心立方体结构的收稿日期：2011-12-29 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(2008AA03Z502)

·466 北京科技大学学报第35卷 TWP钢在形变过程中各种强化因素的发挥，而层钢硬化机制的认识，本文通过研究FeMn-Si-Al系错能的控制方法主要集中在对成分控制的基础上。列和Fe-Mn-C系列两种不同系列TWIP钢的变形基于层错能控制的考虑，目前TWIP钢的研发体系特性和微观结构，对其进一步的研发设计和未来的是建立在高Mn含量的基础上. 工业应用提供理论基础. 现有的对TWIP钢的形变和强化机制的研究 1材料与方法表明，孪晶形成之前必须形成必要的位错和滑移， 1.1材料制备位错、层错的塞积以及孪晶间的交互作用是引起实验材料采用FeMn-Si-Al和Fe-Mn-C两种不材料强度的提高的共同原因.Allain、Grassel和 Bouaziz等2-5曾建立模型说明Fe-22Mn-0.6C系同成分体系的汽车用TWIP钢板，成分体系如表1 所示，板料热处理和加工工艺如下 TWIP钢性能与TWIP效应之间的关系，并建立 (1)FeMn-C系.热轧工艺流程：初轧温度1050 物理模型来解释TWIP钢高加工硬化速率的产生 ℃，终轧温度975℃，热轧板厚4.0mm.空冷至600 是由于形变孪晶对位错滑移的阻塞作用而产生.但是，在Idrissi等6的研究中，他们认为在在形变 ℃卷取随炉冷却.冷轧工艺流程：热轧板酸洗后冷发生的早期阶段，孪晶当中观察到的弗兰克不全轧，冷轧至1.8mm进行中间退火，退火温度950 ℃保温30min,退火后继续冷轧至1.2mm.退火工位错对孪晶的增殖和稳定起到了重要的作用，这艺：1000℃保温10min. 些位错与孪晶和滑移位错发生的交互作用对TWIP 钢表现出的高强度也有着极为重要的贡献.Gl (2)FeMn-Si-Al系.热轧工艺流程：初轧温度 1100℃，终轧温度900℃，热轧板厚度5.0mm.热 Sevillanol7通过研究TWIP钢的真应变应力曲线和奥氏体徽观组织，认为硬化机理是由于在形变过程轧后空冷.冷轧工艺流程：热轧板酸洗后冷轧至3 mm,在870℃进行中间软化退火，然后再次进行酸中，奥氏体晶粒被孪晶和晶界分割，以及形变孪晶洗，将冷轧板进行多个道次轧制至1.2mm.退火工和位错滑移的交互作用.总体来说，TWIP钢所体艺：930℃保温20min. 现的高加工硬化能力是由于位错、交滑移、孪晶等多因素共同作用产生的，但各因素发挥作用的强弱表1两种TWIP钢的化学成分（质量分数）并无定论，也缺少对形变过程全流程的组织变化描 Table 1 Chemical composition of the two series TWIP steels 述.这种描述对TWIP钢的硬化机理和形变机制的 % 体系深层次研究更有利，也对TWIP钢的应用提供理论 Mn Si Al C S P Fe FeMn-Si-A129.042.9502.7800.0400.0120.006余量依据.由于汽车冲压部件的复杂形变状态，材料的 Fe-Mn-C 23.50 一0.5600.0120.006余量形变过程和各部分的组织状态皆不相同，涵盖了各种变形状态，而针对TWIP钢在此方面的研究尚无 1.2 室温拉伸试验文献报道.因此，有必要对TWIP钢不同应变状态拉伸试验是在室温下采用2×10-3s1应变速下的微观组织对其硬化机制和材料性能进行研究. 率进行的，将板料沿轧制方向线切割为50mm标距根据调查汇总，目前汽车用TWIP钢的研究和商业的拉伸试样，分别将试样在材料试验机上进行真应化试制工作主要集中在FeMn-Si-Al和FeMn-C这变为0.02、0.05、0.10、0.15、0.20、0.30和0.40的室两种成分体系上，因此本文主要探讨这两种成分体温拉伸和完全拉至断裂，以备透射电镜(TEM)观系的TWIP钢.对比现有的汽车用高强钢，TWIP 察.两种系列的基本力学性能如表2所示.由表2 钢高强度和优异成形性能的有效结合，使该钢种适可知两种体系的TWIP钢在具有较高强度的同时用于各种结构和车体安全部件如A柱、B柱和纵梁. 能够保持较大的延伸率，因此有很高的强塑积.Fe 从材料应用角度考虑，汽车用TWIP钢的高强度 Mn-C系的抗拉强度较Fe-Mn-Si-Al系强，而且其延 (≥600MPa)和高延伸率（≥60%）特性会导致其加伸率也略高，同时Fe-Mn-C系加工硬化指数n也工硬化系数较大.为了加深对高Mn奥氏体TWIP 比较大表2两个系列TWIP钢试样的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the two series TWIP steels 体系屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 断后延伸率/%加工硬化指数屈强比强塑积/(MPa%) Fe-Mn-Si-Al 307 690 65 0.32 0.445 44850 Fe-Mn-C 260 830 70 0.36 0.313 58100

· · 北京科技大学学报第卷钢在形变过程中各种强化因素的发挥 , 而层错能的控制方法主要集中在对成分控制的基础上基于层错能控制的考虑 , 目前钢的研发体系是建立在高含量的基础上现有的对钢的形变和强化机制的研究表明, 孪晶形成之前必须形成必要的位错和滑移 , 位错、层错的塞积以及孪晶间的交互作用是引起材料强度的提高的共同原因、舫和等一“ 曾建立模型说明凡一咒一系钢性能与效应之间的关系 , 并建立物理模型来解释钢高加工硬化速率的产生是由于形变孪晶对位错滑移的阻塞作用而产生但是, 在等同的研究中, 他们认为在在形变发生的早期阶段, 孪晶当中观察到的弗兰克不全位错对孪晶的增殖和稳定起到了重要的作用 , 这些位错与孪晶和滑移位错发生的交互作用对钢表现出的高强度也有着极为重要的贡献通过研究钢的真应变应力曲线和奥氏体微观组织, 认为硬化机理是由于在形变过程中, 奥氏体晶粒被孪晶和晶界分割, 以及形变孪晶和位错滑移的交互作用总体来说, 钢所体现的高加工硬化能力是由于位错、交滑移、孪晶等多因素共同作用产生的, 但各因素发挥作用的强弱并无定论 , 也缺少对形变过程全流程的组织变化描述这种描述对钢的硬化机理和形变机制的深层次研究更有利 , 也对钢的应用提供理论依据由于汽车冲压部件的复杂形变状态 , 材料的形变过程和各部分的组织状态皆不相同, 涵盖了各种变形状态 , 而针对钢在此方面的研究尚无文献报道因此 , 有必要对钢不同应变状态下的微观组织对其硬化机制和材料性能进行研究根据调查汇总, 目前汽车用钢的研究和商业化试制工作主要集中在一和一一这两种成分体系上 , 因此本文主要探讨这两种成分体系的钢对比现有的汽车用高强钢 , 钢高强度和优异成形性能的有效结合, 使该钢种适用于各种结构和车体安全部件如柱、柱和纵梁从材料应用角度考虑 , 汽车用钢的高强度知和高延伸率特性会导致其加工硬化系数较大为了加深对高奥氏体钢硬化机制的认识 , 本文通过研究一一系列和一一系列两种不同系列钢的变形特性和微观结构 , 对其进一步的研发设计和未来的工业应用提供理论基础材料与方法材料制备实验材料采用一一一和一一两种不同成分体系的汽车用钢板 , 成分体系如表所示 , 板料热处理和加工工艺如下一一系热轧工艺流程初轧温度 ℃, 终轧温度 ℃, 热轧板厚空冷至 ℃卷取随炉冷却冷轧工艺流程热轧板酸洗后冷轧 , 冷轧至 ` 进行中间退火 , 退火温度 ℃保温 , 退火后继续冷轧至 , 退火工艺保温一一系热轧工艺流程初轧温度 ℃, 终轧温度 ℃, 热轧板厚度热轧后空冷冷轧工艺流程热轧板酸洗后冷轧至 , 在 ℃进行中间软化退火 , 然后再次进行酸洗 , 将冷轧板进行多个道次轧制至退火工艺保温 · 表两种钢的化学成分质量分数妞体系卜一一习刀余量卜一一一石刀余量室温拉伸试验拉伸试验是在室温下采用一“ 、一`应变速率进行的, 将板料沿轧制方向线切割为标距的拉伸试样, 分别将试样在材料试验机上进行真应变为、、、、、和的室温拉伸和完全拉至断裂 , 以备透射电镜观察两种系列的基本力学性能如表所示由表可知两种体系的钢在具有较高强度的同时能够保持较大的延伸率, 因此有很高的强塑积一系的抗拉强度较一一一系强, 而且其延伸率也略高, 同时一一系加工硬化指数也比较大表两个系列钢试样的力学性能体系屈服强度抗拉强度断后延伸率加工硬化指数一一一︸︵匕一一一屈强比强塑积 ·

第4期米振莉等：Fe-Mn-Si-AI系和Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬化行为 .467· 1.3TWIP钢层错能薄片，再用砂纸仔细磨至40~60m后，在MTP. 层错能是TWIP钢的一个重要物理特性，它不 1A型双喷减溥仪上进行双喷减薄至穿孔，双喷液为仅影响形变过程中材料的强韧度和形变机制，还可 5%HCIO3+95%C2HsO(体积分数).由于Fe-Mn-C 以用来解释奥氏体孪晶的形成和组织变化的规律. 系TWIP钢双喷试样在室温下易发生氧化，因而在在低层错面心立方材料中，层错能决定了形变过双喷减薄以后需要用离子减薄的方式除去表面氧化程中由一个全位错分裂成两个肖克莱不全位错的能物.透射试样在JEOL JEM2000FXII型分析电镜力⑧，而奥氏体钢的形变机制主要由层错能决定. 上进行，工作电压为200kV. Dumay等9)建立了具有微量元素掺杂的Fe- 2分析与讨论 Mn-0.6C合金系统的层错能热力学计算模型，同时计算了不同合金元素对Fe22Mn-0.6C合金系层错 2.1加工硬化曲线能的影响，其结果与相关实验测量数据大致吻合，常用的描述材料加工硬化能力的指标主要包借此热力学模型，亦可估算Fe-m-Si-Al系和Fe 括加工硬化指数，加工硬化系数日以及瞬时加工 n-C系TWTP钢层错能的大小. 硬化速率nm·加工硬化指数n是对指定变形阶段层错能(T)的计算方法采用文献10-11小：的材料硬化能力的衡量，一般由真应力~应变关系 P=2p△G-t+2o/. (1) 定义： a=Cem. (3) 其中，厂为奥氏体的层错能，ρ为面心立方体结构晶体原子密排面的原子密度，△G一为ε马氏体和奥其中，σ为应力，e为应变，C是强度系数.上式可氏体之间的化学自由能差值，o/e为e马氏体和奥化为对数形式：氏体之间的界面能.通过计算可知Fe-30In-3Si-3A1 Ino InC nlns. (4) 系TWIP钢的层错能为40mJnm2,Fe-22Mn-0.6C 的层错能为27.3mJmm-2 由式(4)可以看出，在双对数坐标下n值是应考虑到孪晶形成应力与层错能密切相关的事力与应变直线的斜率.由于实际材料在指定的考察实，Meyers等1②提出李晶形成临界应力(owin)与区间内，双对数坐标下应力与应变往往不是严格的层错能的关系，如下式所示：线性关系，因此n值的计算常需要通过对考察区间 atwin =K(r/Gb)1/2. (2) 的多个数据点进行线性回归得到. 式中：G为剪切模量；b为柏氏矢量；K为常数，本应变硬化系数0为应力应变曲线的导数，反映材料在变形过程中实时的硬化速率.应变硬化系数实验取6GPa.因此由式(2)可以看出随着层错能的升高，孪晶形成临界应力随之提高，进而诱发形日的高低表征了材料发生颈缩前依靠硬化使材料均匀变形能力的大小，其定义式为变孪晶的过程会更加困难. 加工硬化指数也与层错能有关.当材料层错 0=do/de (5) 能较低时，不易交滑移，位错在障碍物附近产生的应力集中水平要高于层错能高者的材料，这表明层瞬时形变硬化指数nm表示材料的应变硬化程错能低的材料加工硬化程度大，值随层错能降低度，即塑性变形阻力（继续塑性变形所需外应力）随而增加，且滑移特征由波纹状变为平面状3).在此塑性变形量的增大而增加的现象，在宏观上是材料次试样当中，虽然Fe-Mn-Si-Al和Fe-Mn-C两种体形变强化特性的表征，微观上则反映了不同的应变系的TWIP钢的层错能都较低，但Fe-Mn-C系的强化机制14.瞬时形变硬化指数nm是双对数坐标 TWIP钢更低，由此表现出的加工硬化系数区别较下应力-应变曲线的导数，其定义式为大，Fe-Mn-Si-Al系的加工硬化系数n值为0.32，Fe- Mn-C系的加工硬化系数n值为0.36，直接验证了 nm dlgo/dlgs. (6) 面心立方晶体中层错能与n值的关系.Fe-Mn-C 系TWIP钢的层错能低于Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢，因此nm也可以看作是瞬时的n值因而有更强的加工硬化能力. 本文对两种TWIP钢进行了分析，其真应力- 1.4透射电镜观察应变曲线如图1所示.这两种TWIP钢的拉伸行为用于透射电镜观察的试样是从各拉伸试样的相似，都在很低的强度下(300MPa左右)就发生有效变形区域上线切割，并制取厚度为0.4mm的了屈服，并且在屈服后存在一个非常长的加工硬化

第期米振莉等一一一系和一一系钢加工硬化行为 · · 钢层错能层错能是钢的一个重要物理特性 , 它不仅影响形变过程中材料的强韧度和形变机制, 还可以用来解释奥氏体孪晶的形成和组织变化的规律在低层错面心立方材料中, 层错能决定了形变过程中由一个全位错分裂成两个肖克莱不全位错的能力图, 而奥氏体钢的形变机制主要由层错能决定 ' 等建立了具有微量元素掺杂的一合金系统的层错能热力学计算模型, 同时计算了不同合金元素对一咒一合金系层错能的影响 , 其结果与相关实验测量数据大致吻合借此热力学模型 , 亦可估算一一一系和外一系钢层错能的大小层错能的计算方法采用文献一川。■' 一`十尹其中, 为奥氏体的层错能, 为面心立方体结构晶体原子密排面的原子密度 , ■ 丫一`为马氏体和奥氏体之间的化学自由能差值 , 丫￡为马氏体和奥氏体之间的界面能通过计算可知一一一系钢的层错能为一“, 一。的层错能为一 · 考虑到孪晶形成应力与层错能密切相关的事实, 等 `“ 提出孪晶形成临界应力二黔“ 与层错能的关系 , 如下式所示二乏` 万乙` 式中为剪切模量乙为柏氏矢量为常数 , 本实验取因此由式可以看出随着层错能的升高 , 孪晶形成临界应力随之提高, 进而诱发形变孪晶的过程会更加困难加工硬化指数也与层错能有关当材料层错能较低时, 不易交滑移 , 位错在障碍物附近产生的应力集中水平要高于层错能高者的材料 , 这表明层错能低的材料加工硬化程度大, 值随层错能降低而增加 , 且滑移特征由波纹状变为平面状在此次试样当中 , 虽然一一一和一一两种体系的钢的层错能都较低 , 但一一系的钢更低, 由此表现出的加工硬化系数区别较大, 一一一系的加工硬化系数值为 , 一系的加工硬化系数值为 , 直接验证了面心立方晶体中层错能与值的关系一一系钢的层错能低于一一一系钢, 因而有更强的加工硬化能力透射电镜观察用于透射电镜观察的试样是从各拉伸试样的有效变形区域上线切割 , 并制取厚度为的薄片, 再用砂纸仔细磨至、林后 , 在型双喷减薄仪上进行双喷减薄至穿孔 , 双喷液为体积分数由于一一系钢双喷试样在室温下易发生氧化 , 因而在双喷减薄以后需要用离子减薄的方式除去表面氧化物透射试样在型分析电镜上进行, 工作电压为分析与讨论加工硬化曲线常用的描述材料加工硬化能力的指标主要包括加工硬化指数 , , 加工硬化系数以及瞬时加工硬化速率加工硬化指数是对指定变形阶段的材料硬化能力的衡量 , 一般由真应力一应变关系定义 `几· 其中, 为应力 , 为应变 , 是强度系数上式可化为对数形式由式可以看出, 在双对数坐标下值是应力与应变直线的斜率由于实际材料在指定的考察区间内, 双对数坐标下应力与应变往往不是严格的线性关系 , 因此值的计算常需要通过对考察区间的多个数据点进行线性回归得到应变硬化系数为应力应变曲线的导数 , 反映材料在变形过程中实时的硬化速率应变硬化系数的高低表征了材料发生颈缩前依靠硬化使材料均匀变形能力的大小, 其定义式为叮瞬时形变硬化指数表示材料的应变硬化程度 , 即塑性变形阻力继续塑性变形所需外应力随塑性变形量的增大而增加的现象 , 在宏观上是材料形变强化特性的表征 , 微观上则反映了不同的应变强化机制瞬时形变硬化指数是双对数坐标下应力一应变曲线的导数 , 其定义式为。因此 ,场, 也可以看作是瞬时的值本文对两种钢进行了分析, 其真应力应变曲线如图所示这两种钢的拉伸行为相似 , 都在很低的强度下左右就发生了屈服, 并且在屈服后存在一个非常长的加工硬化

北京科技大学学报第35卷 ,468 过程.这两种TWIP钢的屈强比低于0.4，表现出观组织演变和硬化机理，接下来通过透射电镜观察了既易发生塑性变形，同时又能通过其优良的加工 TWIP钢的微观组织状态，对TWIP钢变形五个阶硬化能力达到很高的强度的特点.通过对真应力段的内部结构和组织变化进行详细分析，应变曲线进行式(6)所示的数学处理，可得到真应 7500 力应变曲线的瞬时形变硬化指数nm的曲线，如图1中插图所示.从这两种TWIP钢的nm值的 36000 第一阶段结果和表2中n值的比较来看，虽然其总体上n 4500 值仅为0.32~0.36，与一般高强钢差别不大，但其在第二阶段第四阶段第五阶段拉伸变形过程中nm值从0.15~0.20缓慢增长到了 ☒3000 、第三阶段 e-Mn-C 0.60.8,也就是说在不同变形阶段该类材料表现出 500 Fe-Mn-Si-Al 了差异显著的n值，即多n行为.多n行为暗示着这类材料在不同的变形阶段，强化机制会有较大差 00.000050i0050200.250300.35可.40 别. 真应变图2两种TWIP钢真应变对加工硬化系数日的影响 1400 Fig.2 Effects of strain on the work hardening coefficient of 1200 the two series TWIP steels Fe-Mn-C 1000 0 第一阶段：真应变量为00.03.图3为Fe-Mn- 800 0.1 Fe-MnSi-Al Si-A1TWIP钢在真应变为0.02时的透射电镜像.从 600 图3(a)观察，奥氏体基体中可以观察到平直的孪晶 400 界（可由图3(b)衍射斑证明）.层错和处在李晶界 200 附近的少量位错，由对图3(a)局部放大的图3(b) 00000d50i00i50200.25030035040 所示可以观察到位错未塞积.TWIP钢中存在着两真应变种不同类型的孪晶一由热处理引发的退火孪晶和在形变中产生的形变孪晶，最初的形变孪晶在退图1两种TWIP钢的真应力-应变曲线和真应变对瞬时形变火李晶所在的晶粒内产生，两种孪晶形式无显著区硬化速率nm的影响 Fig.1 True stress-strain curves and effects of true strain on 别.在应变量较小时，形变孪晶尚未产生，而退火孪 the momentary work hardening index nmof the two series 晶的数量也少，材料的整体硬化行为并不依赖于孪 TWIP steels 晶，而是依赖于晶界和退火孪晶对位错的阻碍作用. 在TWIP钢中，奥氏体晶界对位错滑移具有阻碍作对图1中两种TWIP钢的真应力-应变曲线进用，晶粒内的滑移线止于晶界：同时，不均匀分布却行式（⑤）所述的数学处理可得到其加工硬化系数随贯穿整个晶粒的退火孪晶也会阻碍位错的滑移.位真应变的变化曲线，如图2所示.由图2可以看出，错随着应变的进行不断增殖，滑移是其主要方式，随着变形量的增加，可将曲线按照其变化趋势分为由于退火孪晶片层的间距较大，位错的滑移过程在五个不同阶段.在第一阶段（真应变e为00.03），一定范围里不受退火李晶的阻碍，而且在形变初期随着外力的加载，加工硬化系数急剧下降，到阶段且晶粒内并未产生可以使晶粒发生大范围转动和切末期下降趋势变缓且出现该阶段最低点；在第二阶割的形变孪晶，因而两种类型的TVIP钢的加工硬段（真应变e为0.030.08），加工硬化系数经过一化系数和瞬时加工硬化指数的曲线较为光滑.这个段缓慢的升高后趋于稳定：在第三阶段（真应变ε阶段的变形以位错为主为0.08~0.13)，加工硬化系数持续降低；在第四阶第二阶段：真应变量在0.030.08之间.图4(a) 段（真应变e为0.130.22），加工硬化系数降低的幅是Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢在真应变为0.05时的透度明显低于第三阶段，其变化较为平缓；在第五阶射电镜像，图4(b)是Fe-Mn-C系TWIP钢在真应变段（真应变ε≥0.22），随着变形的继续，加工硬化系为0.05时的透射电镜像.由两图可观测到两个系列数明显降低，其降低的趋势明显大于第三、四阶段. TWIP钢孪晶片层间的位错，位错被李晶界阻挡， 2.2微观结构分析但前者的位错密度较后者稀疏得多.在这个阶段晶为了进一步阐明加工硬化不同时期材料的微粒内产生了大量的平面位错和层错，位错数量上的

4 6 8 北京科技大学学报第卷过程这两种钢的屈强比低于 , 表现出了既易发生塑性变形, 同时又能通过其优良的加工硬化能力达到很高的强度的特点通过对真应力应变曲线进行式所示的数学处理, 可得到真应力一应变曲线的瞬时形变硬化指数的曲线 , 如图中插图所示从这两种钢的二值的结果和表中值的比较来看 , 虽然其总体上值仅为 , 与一般高强钢差别不大, 但其在拉伸变形过程中值从缓慢增长到了、 , 也就是说在不同变形阶段该类材料表现出了差异显著的值 , 即多行为多行为暗示着这类材料在不同的变形阶段, 强化机制会有较大差别观组织演变和硬化机理, 接下来通过透射电镜观察钢的微观组织状态 , 对钢变形五个阶段的内部结构和组织变化进行详细分析一 ' 纂嵘汉黝刽栩屯一卜一几价真应变图两种钢真应变对加工硬化系数口的影响〕、刀刀忍卫召注真应变。匀斌只层记图两种钢的真应力一应变曲线和真应变对瞬时形变硬化速率的影响肠一九、对图中两种钢的真应力一应变曲线进行式所述的数学处理可得到其加工硬化系数随真应变的变化曲线 , 如图所示由图可以看出, 随着变形量的增加 , 可将曲线按照其变化趋势分为五个不同阶段在第一阶段真应变 `为。、 , 随着外力的加载, 加工硬化系数急剧下降, 到阶段末期下降趋势变缓且出现该阶段最低点在第二阶段真应变 ` 为、 , 加工硬化系数经过一段缓慢的升高后趋于稳定在第三阶段真应变为、 , 加工硬化系数持续降低在第四阶段真应变为咒 , 加工硬化系数降低的幅度明显低于第三阶段 , 其变化较为平缓在第五阶段真应变 ` 咒 , 随着变形的继续, 加工硬化系数明显降低, 其降低的趋势明显大于第三、四阶段微观结构分析为了进一步阐明加工硬化不同时期材料的微第一阶段真应变量为。、图为一一钢在真应变为时的透射电镜像从图观察, 奥氏体基体中可以观察到平直的孪晶界可由图衍射斑证明层错和处在孪晶界附近的少量位错 , 由对图局部放大的图所示可以观察到位错未塞积钢中存在着两种不同类型的孪晶 — 由热处理引发的退火孪晶和在形变中产生的形变孪晶, 最初的形变孪晶在退火孪晶所在的晶粒内产生, 两种孪晶形式无显著区别在应变量较小时, 形变孪晶尚未产生, 而退火孪晶的数量也少, 材料的整体硬化行为并不依赖于孪晶, 而是依赖于晶界和退火孪晶对位错的阻碍作用在钢中, 奥氏体晶界对位错滑移具有阻碍作用 , 晶粒内的滑移线止于晶界同时, 不均匀分布却贯穿整个晶粒的退火孪晶也会阻碍位错的滑移位错随着应变的进行不断增殖 , 滑移是其主要方式, 由于退火孪晶片层的间距较大, 位错的滑移过程在一定范围里不受退火孪晶的阻碍 , 而且在形变初期且晶粒内并未产生可以使晶粒发生大范围转动和切割的形变孪晶, 因而两种类型的钢的加工硬化系数和瞬时加工硬化指数的曲线较为光滑这个阶段的变形以位错为主第二阶段真应变量在之间图是一一一系钢在真应变为时的透射电镜像 , 图是一一系钢在真应变为时的透射电镜像由两图可观测到两个系列钢孪晶片层间的位错 , 位错被孪晶界阻挡 , 但前者的位错密度较后者稀疏得多在这个阶段晶粒内产生了大量的平面位错和层错 , 位错数量上的

第4期米振莉等：Fe-Mn-Si-Al系和Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬化行为 469. 增长和位错之间的交互作用直接导致加工硬化率的错区，高密度位错区会阻碍位错运动而产生强化效递增，大量位错与层错缺陷在晶界处塞积.TWIP钢应，从而导致TWIP钢的加工硬化.随着应变的不在形变时产生高位错密度，位错纠缠形成高密度位断进行，位错数量增加，加工硬化速率持续加大. (B) 50 200nm 图3FeMn-Si-Al系TWIP钢形变第一阶段的透射电镜像(e=0.02).(a)孪晶与位错：()局部放大图 Fig.3 TEM images of Fe-Mn-Si-A]TWIP steel at the first stage of deformation (=0.02):(a)twins and dislocations.:(b)region enlargement 500nm 1 um 图4TWIP钢形变第二阶段的透射电镜像(e=0.05).(a)Fe-Mn-Si-A1系TWIP钢：(b)FeMn-C系TWIP钢 Fig.4 TEM images of the two series T'WIP steels at the second stage of deformation (s =0.05):(a)Fe-Mu-Si-Al T'WIP steel; (b)Fe-Mn-C TWIP steel 同时，由于TWIP钢较低的层错能，使形变时错的增殖过程并不像后者剧烈，结合图2加工硬化一般先发生滑移，当滑移受阻碍时金属塑性变形抗系数曲线可知，Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢曲线的变力增加，应力集中达到李生的临界切应力，在退火化趋势相同，但皆滞后于Fe-Mn-C系TWIP钢，且孪晶的基础上发生孪生过程，产生了与其平行的最其加工硬化系数值低于后者.这表明两者内在的硬初的形变孪晶，此时的形变孪晶为第一位向形变李化机理相似，但其强度存在差异，这种差异到形变晶T1.一方面，不断产生的形变李晶对奥氏体晶后期体现得愈发明显. 粒进行切割细化，孪晶界对滑移和其他改善滑移条第三阶段：真应变量在0.080.13之间.图5(a) 件的因素产生了阻碍作用，因而加工硬化系数不断为Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢真应变为0.l0时变形增大；另一方面，形变孪晶可使原来处于不利取向区域的透射电镜像.从图中可观察到清晰的形变孪的滑移系转变为有利取向，位错的滑移位向发生改晶条纹，条纹交界处存在着高密度位错区域.从图变，进一步激发滑移，从而使塑性变形继续发生. 5(b)中可观察到短小交错的形变条纹.图5(c)为在此阶段，Fe-Mn-Si-Al系和FeMn-C系TWIP Fe-Mm-Si-AI系TWIP钢位错和形变孪晶的透射电钢的硬化机理和形变机理无本质上的区别，但其强镜像.从图中可观察到两种交错在一起、呈一定角度和发生的时期有所不同.Fe-Mn-Si-A1系TWIP钢度的形变孪晶，分别为第一位向形变孪晶T1和第的位错滑移过程滞后于FeMn-C系TWIP钢，位二位向形变孪晶T2.图5(d)为图5(c)的示意图

第期米振莉等一一一系和一一系钢加工硬化行为增长和位错之间的交互作用直接导致加工硬化率的递增, 大量位错与层错缺陷在晶界处塞积钢在形变时产生高位错密度 , 位错纠缠形成高密度位错区, 高密度位错区会阻碍位错运动而产述二强化效应, 从而导致钢的加工硬化随着应变的不断进行 , 位错数量增加 , 加二硬化速率持续加大图价一 , 一一系、钢形变第一阶段的透射电镜像孪晶与位错山局部放大图入 ,, 、〕价一加卜一〔、。 , 〔 ` ` ` ` ” ,, , “,飞、〔、 , `“ ,, ` , `℃ 〔川一图钢形变第二阶段的透射电镜像二一入一一系钢价一一系『 ' 钢入川〔, 、。 '认' 、。、 , 、〔〕 ` 。· ,」, 。川〔几价木卜卜 ' 、。。〕一卜卜 `' 、同时 , 由于认江钢较低的层错能, 使形变时一般先发生滑移, 当滑移受阻碍时金属塑性变形抗力增加, 应力集中达到孪生的临界切应力, 在退火孪晶的基础上发生孪生过程, 产生了与其平行的最初的形变孪晶, 此时的形变孪晶为第一位向形变孪晶一方面 , 不断产生的形变孪晶对奥氏体晶粒进行切割细化 , 孪晶界对滑移和其他改善滑移条件的因素产生了阻碍作用, 因而加工硬化系数不断增大另一方面, 形变孪晶可使原来处于不利取向的滑移系转变为有利取向, 位错的滑移位向发生改变 , 进一步激发滑移 , 从而使塑性变形继续发生在此阶段 , 价一卜一系和一一系认一钢的硬化机理和形变机理无本质上的区别, 但其强度和发生的时期有所不同一一一系、钢的位错滑移过程滞后于一一系钢 , 位错的增殖过程并不像后者剧烈结合图加工硬化系数曲线可知, , 一一一系钢曲线的变化趋势相同, 但皆滞后于价一一系钢 , 且其加工硬化系数值低于后者这表明两者内在的硬化机理相似, 但其强度存在差异 , 这种差异到形变后期体现得愈发明显第三阶段真应变量在之间图为一一一系钢真应变为时变形区域的透射电镜像从图中可观察到清晰的形变孪晶条纹, 条纹交界处存在着高密度位错区域从图创, 中可观察到短小交错的形变条纹图可。为一一一系 ' 钢位错和形变孪晶的透射电镜像从图中可观察到两种交错在一起、呈一定角度的形变孪晶, 分别为第一位向形变孪晶和第二位向形变孪晶 ' 图、切为图的示意图

北京科技大学学报第35卷 ·470 形变孪晶的产生在此阶段会出现区域性不均瞬时形变硬化速率保持得相对稳定.两种曲线与之匀的现象.形变孪晶的形貌和分布并不统一，有的前阶段的区别也表明了TWIP钢的硬化机理、塑性区域的形变孪晶条纹粗大且相互平行，有的区域形机制类型和强度的改变，与本阶段微观组织的变化变孪晶条纹短小有交错.在拉伸试样形变过程中，相吻合某一区域应力较大，则这个区域的硬化程度就会强形变孪晶作为一种亚结构，起着亚晶界的作于其他区域，组织的形貌特征变化也会率先于其他用，强烈地阻碍位错的滑移，使形变组织中的位错区域.随着应变量的增大，大部分区域都会观测到塞积.图5(a)所示的形变孪晶交界处有被孪晶界阻两种相互交错形变孪晶系.第一位向形变孪晶T1先碍着的高密度位错区域存在，使得TWIP钢发生塑产生，第二位向形变孪晶T2在第一位向形变孪晶性变形需要克服更大的阻力，从而提高了材料的强片层间产生.第二位向形变孪晶T2的产生要建立度和加工硬化系数.另一方面，由于形变李晶的不在较高内应力的前提下，一般在中高应变量阶段的断产生，晶粒被不断切割细化且其位向发生突然改 TWIP钢中可以观察到. 变，滑移系由不利方向转动至有利方向，有利于应回顾图1和图2中TWIP钢在这一变形阶段力的松弛，维持其形变继续进行的加工硬化行为，可以观察到其加工硬化速率降低， 1 pm 500m d 200nm 图5Fe-Mn-SiA1系TWIP钢形变第三阶段的透射电镜像(e=0.10).(a)变形区域：(b)区域放大图：(c)位错和形变孪晶：(d) 图(c)示意图 Fig.5 TEM images of Fe-Mn-Si-Al TWIP steel at the third stage of deformation (e=0.10):(a)deformation zone;(b)region enlargement;(c)dislocations and deformation twins;(d)schematic diagram of (c) 第四阶段：真应变量在0.130.22之间.图6(a) 孪晶的数量急剧增加，大部分的晶粒内都存在形变和图6(b)是两种TWIP钢在真应变为0.15时的透孪晶，晶粒在更小尺度上被切割.第二位向形变李射电镜像，图6(c)和图6(d)是两种TWIP钢在真晶T2在第一位向形变孪晶T1的片层间产生，有应变为0,20时的透射电镜像.这个阶段最主要的金时候甚至会贯穿多个孪晶片层，但形变李晶T2基相特征是第二位向的形变孪晶的产生和在透射电镜本都是出现在高位错密度区域.这是由于高位错密中能够观察到的高密度位错区域的出现.由图2可度区域更有利于形变孪晶的产生，更易释放因形变知加工硬化系数达到最大值后趋于稳定.此时形变量增加而不断聚集的应力.两种不同位向的形变李

4 7 0 北京科技大学学报第卷形变孪晶的产生在此阶段会出现区域性不均匀的现象形变孪晶的形貌和分布并不统一有的区域的形变孪晶条纹粗大且相互平行, 有的区域形变孪晶条纹短小有交错在拉伸试样形变过程中, 某一区域应力较大, 则这个区域的硬化程度就会强于其他区域, 组织的形貌特征变化也会率先于其他区域随着应变量的增大, 大部分区域都会观测到两种相互交错形变孪晶系第一位向形变孪晶先产生 , 第二位向形变孪晶在第一位向形变孪晶片层间产生第二位向形变孪晶 , 的产生要建立在较高内应力的前提下, 一般在中高应变量阶段的钢中可以观察到回顾图和图中钢在这一变形阶段的加工硬化行为, 可以观察到其加工硬化速率降低 , 瞬时形变硬化速率保持得相对稳定两种曲线与之前阶段的区别也表明了钢的硬化机理、塑性机制类型和强度的改变 , 与本阶段微观组织的变化相吻合形变孪晶作为一种亚结构 , 起着亚晶界的作用, 强烈地阻碍位错的滑移, 使形变组织中的位错塞积图所示的形变孪晶交界处有被孪晶界阻碍着的高密度位错区域存在 , 使得钢发生塑性变形需要克服更大的阻力 , 从而提高了材料的强度和加工硬化系数另一方面 , 由于形变孪晶的不断产生, 晶粒被不断切割细化且其位向发生突然改变, 滑移系由不利方向转动至有利方向, 有利于应力的松弛, 维持其形变继续进行图一一别一系钢形变第三阶段的透射电镜像司变形区域 , 区域放大图位错和形变孪晶图示意图入 , 凡一入,卜一。。 , 月。 ` 〔一 , 〔 `、· , 〔, 、〕, 。王〕〔, 、 , , , 、、、、〔、川第四阶段真应变量在、住之间图。和图是两种认丁钢在真应变为时的透射电镜像 , 图和图是两种钢在真应变为时的透射电镜像这个阶段最主要的金相特征是第二位向的形变孪晶的产生和在透射电镜中能够观察到的高密度位错区域的出现由图可知加工硬化系数达到最大值后趋于稳定此时形变孪晶的数量急剧增加 , 大部分的晶粒内都存在形变孪晶, 晶粒在更小尺度上被切割第二位向形变孪晶在第一位向形变孪晶的片层间产生, 有时候甚至会贯穿多个孪晶片层, 但形变孪晶基本都是出现在高位错密度区域这是由于高位错密度区域更有利于形变孪晶的产生, 更易释放因形变量增加而不断聚集的应力两种不同位向的形变孪

第4期米振莉等：Fe-Mn-Si-Al系和Fe-Mn-C系TWIP钢加工硬化行为 471· 晶发生碰撞，切割晶粒的同时使晶粒发生转动出很高的延展性.第二位向形变孪晶T2位向上的这个阶段晶粒内的位错数量急剧增长，大量的变化对舒缓高应力状态比较显著.形变李晶的产生孪晶界作为滑移系不可逾越的障碍，位错聚集在孪过程是整体应力不断提升的过程，也是局部应力缓晶界和晶界处，形成高密度位错区域.晶粒内的某解的过程. 一处由于应力集中而诱使李晶界周边的不全位错经第二位向的形变孪晶产生在应变量较大的阶过位错反应产生形变孪晶，应力得到一定程度上的段，这是由于第二位向的形变孪晶产生的驱动应力缓解，但依旧处在较高的应力状态；晶粒其他部分需要处在高应力水平阶段.两个系列的TWIP钢在同样也处在高应力状态下，也会发生类似的应力局这个阶段最大的区别是，FeM-Si-Al系TWIP钢中部缓解过程，应力的局部缓解过程会逐渐发生在整第二位向形变孪晶T2数量少于FeMn-C系TWIP 个晶粒内并贯穿至其他区域，因而材料整体上表现钢，而观察到的位错数量却高于Fe-Mn-C系. a) 200nm 200nm 200nn 500nm 图6TWIP钢形变第四阶段的透射电镜像.(a)e=0.l5,Fe-Mn-C系TWIP钢：(b)e=0.15,FeM-Si-Al系TWIP钢：(ce =0.20,FcMn-C系TWIP钢：(d)e=0.2.FeIu-Si-Al系'IWIP钢 Fig.6 TEM images of the two series TWIP steels at the fourth stage of deformnation:(a)s=0.15,Fe-Mn-C TWIP steel;(b)e =0.15,Fe-Mn-Si-Al TWIP steel;(c)e =0.20.Fe-Mn-C TWIP steel;(d)E=0.20.Fe-Mn-Si-Al TWIP steel 第五阶段：真应变量大于0.22.图7(a)为e 达了最高值，维持一段时间后持续下降.两个系列 Mn-C系TWIP钢在真应变为O.40时的透射电镜TWIP钢的瞬时加工硬化指数nm,变化趋势类似，像，可观察到粗大的形变孪晶条纹和李晶条纹间的表明它们的硬化机制存在共同点. 高密度位错区域，图T(b)为FeMn-Si-Al系T'IP 有两个因素维持TWIP钢的高加工硬化能力：钢在真应变为0.40时的透射电镜像，可观察到细密不断增多的第二位向形变孪晶T2和不断增加的高的形变孪晶条纹和高密度位错区域.通过图7可知：密度位错区域.第二位向形变孪晶T2在第一位向形变孪晶继续产生，两种TIP钢中几乎所有的晶形变孪晶T1的片层间产生，高密度位错在孪晶界粒都可观测到大量的形变孪晶：孪晶界和晶界旁的和晶界周边产生.在所有的晶粒内都可以看到粗大高密度位错区域逐渐增多.由图1可知，两个系的孪晶形变条纹，在形变孪晶间可以观察到大量的列TWIP钢的瞬时加工硬化指数在此阶段都到位错纠缠团.与e-Mn-C系TWIP钢相比较，Fe

第期米振莉等一一一系和一一系钢加工硬化行为晶发生碰撞 , 切割晶粒的同时使晶粒发生转动这个阶段晶粒内的位错数量急剧增长大量的孪晶界作为滑移系不可逾越的障碍, 位错聚集在孪晶界和晶界处形成高密度位错区域晶粒内的某处由于应力集中而诱使孪晶界周边的不全位错经过位错反应产生形变孪晶, 应力得到一定程度上的缓解 , 但依旧处在较高的应力状态晶粒其他部分同样也处在高应力状态下 , 也会发生类似的应力局部缓解过程 , 应力的局部缓解过程会逐渐发生在整个晶粒内并贯穿至其他区域, 因而材料整体上表现出很高的延展性第二位向形变孪晶位向上的变化对舒缓高应力状态比较显著形变孪晶的产生过程是整体应力不断提升的过程 , 也是局部应力缓解的过程第二位向的形变孪晶产生在应变量较大的阶段 , 这是由于第二位向的形变孪晶产生的驱动应力需要处在高应力水平阶段两个系列的认江钢在这个阶段最大的区别是 , 一一一系钢中第二位向形变孪晶数量少于及一一系钢, 而观察到的位错数量却高于凡一卜系图钢形变第四阶段的透射电镜像。一汤卜一。一系钢少二 , 一卜一系钢。 , 一卜系一认' 钢二川 ' 入一一之〔·吕一吸、卜。三 , ,一人,卜一系 '认一〔」、一、一人一一 ` 、认, 结。、 , 。, 份一入卜 ' 认厂《￡一卜飞、一入一一、、﹃古几一认心一人第五阶段真应变量大于比图为价一系钢在真应变为川时的透射电镜像 , 可观察到粗大的形变孪晶条纹和孪晶条纹间的高密度位错区域图〕为凡一 ,卜断一川系一 , 钢在真应变为。时的透射电镜像 , 可观察到细密的形变孪晶条纹和高密度位错区域通过图可知形变孪晶继续产生, 两种认, 钢中儿乎所有的晶粒都可观测到大量的形变孪晶孪晶界和晶界旁的高密度位错区域逐渐增多由图可知, 两个系列钢的瞬时加工硬化指数 ,, , 、在此阶段都到达了最高值 , 维持一段时间后持续下降两个系列钢的瞬时加工硬化指数 , 变化趋势类似 , 表明它们的硬化机制存在共同点有两个因素维持钢的高加工硬化能力不断增多的第二位向形变孪晶 ' 和不断增加的高密度位错区域第二位向形变孪晶在第一位向形变孪晶『' 的片层间产生, 高密度位错在孪晶界和晶界周边产生在所有的晶粒内都可以看到粗大的孪晶形变条纹 , 在形变孪晶间可以观察到大量的位错纠缠团与价一一系钢相比较

第35卷 472 北京科技大学学报 Mn-Si-Al系TWIP钢的形变孪晶条纹更加细密紧 TWIP钢中的形变条纹均匀分布，这样的微观结构致，分布更加均匀. 更有利于内部应力在整个区域保持一致，不会使材由两者的微观组织可以判断，在高应变阶料过早的失效.另外，Fe-Mn-C系TWIP钢存在延段，FeMn-Si-Al系TWIP钢的应力集中程度比Fe 迟开裂和毛刺敏感的问题，这应该是由于其内部处 Mn-C系TWIP钢低.Fe-Mn-C系TWIP钢晶粒在高度应力阶段且其应力分布不均匀造成的.对比中的高密度位错区域分布并不均匀，且形变条纹的两种TWIP钢，Fe-Mm-C系TWIP钢室温断后拉粗细程度不一致，这样就会造成内应力在高密度位伸率略高(70%)：但通过其微观结构可以推断，Fe 错区域和粗形变孪晶区域更高，应力的不一致就会 Mn-Si-Al系TWIP钢的成形性会好于FeMn-C系导致材料内部失效的提前发生；而Fe-Mn-Si-Al系 TWIP钢，将有后续实验对此进行验证 100nm 100nm 图7TwIP钢形变第五阶段的透射电镜像(e=0.40).(a)Fe-Mn-C系TWP钢：(b)Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢 Fig.7 TEM images of TWIP steels at the fifth stage of deformation (E=0.40):(a)Fe-Mn-C TWIP steel:(b)Fe-Mn-Si-Al TWIP steel 3结论滞后于FeMn-C系TWIP钢，且其强度几乎全程 (1)两种系列的TWIP钢都具备高加工硬化能低于后者，两者内在的硬化机理和形变机制存在差力，且加工硬化方式类似，加工硬化表现为多n行异，这种差异到形变后期体现得愈发明显为，由多种强化机理在不同阶段起主导作用 (2)在相同应变量下，FeMn-Si-A1较Fe-Mn-C 参考文献系TWIP钢具有更均匀细密的微观结构，但低层错能的Fe-Mn-C系硬化能力更强.孪生的产生是建立 [1]Bouaziz O,Allain S.Scott C P.et al.High manganese 在形变基体上.位错的反应促使孪生增殖和发展， austenitic twinning induced plasticity steels:a review of the microstructure properties relationships.Curr Opin 位错提供一定程度上的滑移和加工硬化，而随后的 Solid State Mater Sci,2011,15(4):141 孪晶则提供更大尺度上的形变和形变强化 [2]Allain S.Chateau J P,Dahmoun D.et al.Modeling of me- (3)在低应变阶段，位错的增殖是加工硬化能 chanical twinning in a high manganese content austenitic 力不断增大的驱动力；在中等应变阶段，由形变 steel.Mater Sci Eng A,2004,387-389:272 孪晶引发的孪生软化和形变孪晶硬化过程是TWIP [3 Allain S.Chateau J P,Bouaziz O.A physical model of 钢高强度高塑性的内因：在高应变阶段，大量的第 the twinning-induced plasticity effect in a high manganese 一位向形变孪晶T1和第二位向形变孪晶T2,以及 austenitic steel.Mater Sci Eng A.2004.387-389:143 附着在孪晶界旁的高密度位错区域是造成FeMn- 4]Grassel O.Kriiger L,Frommeyer G,et al.High C系TWIP钢具有高加工硬化能力的原因，而Fe strength Fe-Mn-(Al.Si)TRIP/TWIP steels development- propertics-application.Int J Plast.2000,16(10/11):1391 Mn-Si-A】系的第一位向形变孪晶T1形态更为均匀 [5 Bouaziz O.Allain S,Scott C.Effect of grain and twin 细密，孪晶片层间的第二向形变孪晶T2数量较少， boundaries on the hardening mechanisms of twinning in- 却存在着大量的位错 duced plasticity steels.Scripta Mater,2008,58(6):484 (4)Fe-M-Si-Al系TWIP钢硬化方式的改变 [6]Idrissi H.Renard K,Ryelandt L.et al.On the mechanism

· · 北京科技大学学报第卷一一系钢的形变孪晶条纹更加细密紧致, 分布更加均匀由两者的微观组织可以判断 , 在高应变阶段 , 一一一系钢的应力集中程度比一系钢低一一系钢晶粒中的高密度位错区域分布并不均匀, 且形变条纹的粗细程度不一致 , 这样就会造成内应力在高密度位错区域和粗形变孪晶区域更高, 应力的不一致就会导致材料内部失效的提前发生而凡一一一系钢中的形变条纹均匀分布, 这样的微观结构更有利于内部应力在整个区域保持一致 , 不会使材料过早的失效另外, 一人工一系钢存在延迟开裂和毛刺敏感的问题 , 这应该是由于其内部处在高度应力阶段且其应力分布不均匀造成的对比两种钢 , 凡一一系钢室温断后拉伸率略高但通过其微观结构可以推断, 一一系钢的成形性会好于一一系钢 , 将有后续实验对此进行验证图钢形变第五阶段的透射电镜像凡一一系钢一一一川系钢 , , 一入了一一卜, 一一结论两种系列的钢都具备高加工硬化能力, 且加工硬化方式类似 , 加工硬化表现为多行为 , 由多种强化机理在不同阶段起主导作用在相同应变量下, 一一一较凡一一系钢具有更均匀细密的微观结构 , 但低层错能的凡衣工一系硬化能力更强孪生的产生是建立在形变基体上位错的反应促使孪生增殖和发展, 位错提供一定程度上的滑移和加工硬化, 而随后的孪晶则提供更大尺度上的形变和形变强化在低应变阶段, 位错的增殖是加工硬化能力不断增大的驱动力在中等应变阶段 , 由形变孪晶引发的孪生软化和形变孪晶硬化过程是钢高强度高塑性的内因在高应变阶段, 大量的第一位向形变孪晶和第二位向形变孪晶 , 以及附着在孪晶界旁的高密度位错区域是造成一人工系钢具有高加工硬化能力的原因, 而一一系的第一位向形变孪晶形态更为均匀细密 , 孪晶片层间的第二向形变孪晶数量较少, 却存在着大量的位错一一一系钢硬化方式的改变滞后于一人一系、科钢 , 且其强度几乎全程低于后者, 两者内在的硬化机理和形变机制存在差异, 这种差异到形变后期体现得愈发明显参考文献【、 , 。 ,飞工一亡工一一一。 , 山二术 , · , 【」 , , 、 , 入 ,,, 一 · 七一材“ 己夕 , , 吕 ,」 , 少, 一一肠飞对艺 `夕一』乱位 , ,, 二士凡一入工一、〔 , 、 , `, 、一、忿。八」 , , 雨。、一正一一 “ 一〕洲、 ,·尸人了亡。 , 、 , , 。、 ,了

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